EP1896623A1 - Hochfester austenitisch-martensitischer leichtbaustahl und seine verwendung - Google Patents

Hochfester austenitisch-martensitischer leichtbaustahl und seine verwendung

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EP1896623A1
EP1896623A1 EP06761728A EP06761728A EP1896623A1 EP 1896623 A1 EP1896623 A1 EP 1896623A1 EP 06761728 A EP06761728 A EP 06761728A EP 06761728 A EP06761728 A EP 06761728A EP 1896623 A1 EP1896623 A1 EP 1896623A1
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EP
European Patent Office
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content
sub
equ
steels
lightweight
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Withdrawn
Application number
EP06761728A
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Andreas Weiss
Heiner Gutte
Piotr R. Scheller
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Individual
Original Assignee
Individual
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Publication date
Application filed by Individual filed Critical Individual
Publication of EP1896623A1 publication Critical patent/EP1896623A1/de
Withdrawn legal-status Critical Current

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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
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    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese

Definitions

  • the innovation relates to a high-strength austenitic-martensitic lightweight steel alloyed with chromium, silicon, manganese and aluminum and having a tensile strength greater than 800 to 1200 MPa and an elongation at break greater than 25% and its use.
  • Steels with tensile strengths above 600 MPa are referred to as lightweight steels because the tensile strength per unit weight is higher than that of aluminum.
  • austenitic-martensitic steels In order to increase the strength of multiphase steels, such as austenitic-martensitic steels, there are various possibilities. For example, increasing the phase fraction of martensite and / or cold working and / or precipitation hardening. In austenitic-martensitic steels, the 0.2% proof stress, the tensile strength and the hardness of the steels compared to austenitic steels are raised due to the martensite content.
  • Stainless austenitic-martensitic CrNi steels combine the advantages of austenitic and preferably soft-martensitic steels.
  • High-alloyed austenitic-martensitic steels are stainless steels [1] or high-manganese steels and obviously also LIP steels (light-induced plasticity) [2, 3, 4].
  • LIP steels light-induced plasticity
  • the high manganese steels have 0.2% proof strengths of 200 to 450 MPa and tensile strengths of 780 MPa to 1100 MPa and the elongations at break of 39 to 47%.
  • a steel with 15% manganese and silicon contents of 4 to 2% and aluminum contents of 2 to 4% exhibits these properties [1, 2].
  • the alloying range of the austenitic-martensitic steels with TRIP effect has been specified to some extent for high-manganese steels, but not for stainless steels [3].
  • the product of tensile strength and maximum elongation can be used as an index to assess the cold workability of the steels.
  • the product of maximum elongation and tensile strength in the austenitic-martensitic steels is in the range of more than 20,000 MPa% [3-5].
  • the steels can still be cold formed relatively well.
  • the steels still have a residual energy absorption capacity. This means that austenitic-martensitic steels still have a sufficiently high expansion reserve for a crash load [3-5].
  • the different strength-enhancing mechanisms can be influenced in principle by the austenite stacking energy, which depends on the austenite chemical composition [2, 6].
  • a prerequisite for the formation of strain-induced ⁇ '-martensite is that the structure consists at least partially of austenite.
  • the austenite must be metastable to have a correspondingly high propensity for the formation of strain-induced martensite.
  • a corresponding chromium and nickel equivalent is required for the chemical composition of the steels. That is, the chemical composition of the steels must be matched to each other with respect to the ferrite stabilizing and austenite stabilizing elements.
  • a modified chromium and known nickel equivalent have been used to specify the range of existence of strain-induced ⁇ 'phase formation, as formulated in the claim. Under these conditions, the required chemical composition of the steel according to the invention can be determined.
  • the advantages achieved by the invention are, in particular, that with the lightweight structural steels according to the invention an improvement in the strength properties is achieved and at the same time the toughness properties remain at a relatively high level.
  • These steels are therefore characterized by a good combination of high strength and good toughness properties. As a result, these steels can still be cold formed relatively well and also have a relatively high energy absorption capacity.
  • the lightweight steels according to the invention can be divided into two different steel types.
  • the first type of steel includes TRIP stainless steels with chromium contents in excess of 12.0 to 18.0%.
  • the second type of steel includes TRIP / TWIP lightweight steels with chromium contents greater than 0.5% and less than 12.0%, which are generally weather resistant and resistant to corrosion. example 1
  • the invention high-strength lightweight structural steel with TRIP effect, a carbon content of 0.03%, a chromium content of 14.1%, a
  • the structure of the steel consists mainly of metastable austenite and martensite. The steel shows a TRIP effect at room temperature. It is observed a high hardenability. The 0.2% yield strength is about 300 MPa and the tensile strength is 890. The steel achieves a maximum elongation of 45%.
  • Example 2 The high-strength lightweight structural steel according to the invention with TWIP / TRIP
  • the structure of the steel consists of metastable austenite and martensite.
  • the steel shows a TRIP / TWIP effect. A relatively high hardenability is observed.
  • the 0.2% proof strength is 310 MPa and the tensile strength is 1170
  • the stainless steels according to the invention have lower martensite and no ferrite fractions in the undeformed starting structure compared to the soft-martensitic steels. It is only as a consequence of a TRIP effect in the process of cold forming that the martensite content in the steels according to the invention increases and reaches values which soft martensitic steels generally already have in their undeformed initial state. Therefore, the steels according to the invention generally have lower 0.2% proof strengths compared to the soft-martensitic steels.
  • these steels strongly strengthen in the process of mechanical stress and achieve approximately equal or higher tensile strengths and high elongation at break. For this reason, these steels can also be cold worked well.
  • the nickel contents can be lowered compared with the commercial soft-martensitic CrNi steels. This results in a cost-effective production of these steels.
  • the steel according to the invention distinguishes itself from steels, as described in [7], by a lower nickel equivalent.
  • the structure of the undeformed initial state consists of martensite and austenite.
  • Lightweight steels is their weather resistance or corrosion inertia. These properties are achieved in the case of a tight-fitting rust layer.
  • the strength and toughness properties of this group of steels according to the invention in individual cases are sufficient for the outstanding mechanical properties high-manganese TRIP / TWIP steels.
  • These steels with rust layer formation according to the invention can also be cold formed and still have a relatively high energy absorption capacity.
  • the austenite in the steels according to the invention is metastable. By a mechanical treatment, it is possible to influence the microstructure of the austenite with respect to the formation of stacking faults, twins and deformation-induced martensite, preferably deformation-induced ⁇ '-martensite.
  • the formation of preferably deformation-induced ⁇ '-martensite in an austenitic-martensitic structure is activated by alloying measures.
  • the nickel equivalent is lowered compared to cold-formable austenitic lightweight steels [7].
  • the steels according to the invention differ from the austenitic lightweight steels, which are readily cold-formable.
  • the austenitic-martensitic steel according to the invention however, the stated property potential is reached in the process of mechanical stress as a result of deformation-induced martensite formation and without aftertreatment.
  • the steels according to the invention fundamentally differ from the ultra-high-strength steels, as described in [8, 9, 10].
  • the steel according to the invention may have a chemical composition, as they have aluminum-containing CrNi steels [8, 10], as well as those containing Ti, Si, Nb and V [9].
  • Manganese is alloyed in the steels of the invention as Austenitchanner and as a substitution element for nickel.
  • titanium and niobium promote the formation of austenitic fines and cause a fine martensite structure.
  • these elements have a positive influence on the mechanical properties.
  • niobium and titanium cause the carbon to set and thus cause an improvement in the corrosion properties. If the austenite of the austenitic-martensitic steels transforms into ⁇ - and / or ⁇ '-martensite during a mechanical stress deformation-induced, a TRIP effect is observed. As a result, the plastic deformation capacity and the tensile strength increase. By twinning, these property changes can be enhanced. It is then observed a high hardenability. In contrast to the metastable austenitic steels with TRIP effect, austenitic-martensitic steels with TRIP effect have higher 0.2% proof strengths and tensile strengths.
  • the steels according to the invention differ from the previous austenitic TRIP / TWIP steels in that the TRIP effect is induced not in an austenitic starting structure but in an austenitic-martensitic starting structure.
  • the tensile strengths of more than 800 MPa are then mainly a consequence of the existing cooling martensite and the
  • Strain-induced martensite The elongations at break of more than 25% are mainly caused by the TRIP effect and thus the formation of deformation martensite. Excretion hardening or aging is not necessary to achieve the specified mechanical properties.
  • metallurgical measures are required both with regard to the oxygen uptake of the melt and thus the dissolved oxygen content and the deposition of such inclusions.
  • the dissolved oxygen content in the melt should therefore not exceed a value of 0.003% in the steel according to the invention.
  • the impact factor of Aluminum on the nickel equivalent in the relationship 2 given in claim 1 has been set at -0.2.

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Abstract

Die Erfindung betrifft einen hochfesten austenitisch-martensitischen Leichtbaustahl und seine Verwendung. Die Aufgabe wird durch die Erfindung dadurch gelöst, dass der erfindungsgemäße Leichtbaustahl einen Chromgehalt von größer 0,5 % und kleiner 18 %, einen Siliziumgehalt von größer 1 % und kleiner 4 %, einen Mangangehalt größer 2,5 % und kleiner 30 % und einen Aluminiumgehalt größer 0,05 bis 4 % aufweist und in einem Legierungsbereich liegt, der durch die Koordinaten von vier Punkten (Cr<SUB>äqu</SUB>= 2; Ni<SUB>äqu</SUB> = 2), (Cr<SUB>äqu</SUB> = 2; Ni<SUB>äqu</SUB> =24), (Cr<SUB>äqu </SUB>=20; Ni<SUB>äqu</SUB> = 10) und (Cr<SUB>äqu</SUB> = 20; Ni<SUB>äqu</SUB> = 6,5) festgelegt ist, wobei das Chrom- und Nickeläquivalent über die Beziehungen (1) und (2) Cr<SUB>äqu</SUB> = % Cr + % Mo + 1 ,5 % Si + 0,5 % W + 0,9 % Nb + 4 % AI + 4 % Ti + 1 ,5 % V (1) Ni<SUB>äqu</SUB> = % Ni + 30 % C + 18 % N + 0,5 % Mn + 0,3 % Co +0,2 % Cu - 0,2 % AI (2) aus der chemischen Zusammensetzung des Stahles berechnet werden, wobei die Angaben in Masseprozent einzusetzen sind und wobei der Rest im Wesentlichen aus Eisen und anderen Stahlbegleitelementen (P, S) besteht, kaltumformbar ist und als Werkstoff für warm- und kaltgewalzte Bleche, Bänder und Rohre, für Nicht-Flachhalbzeuge und Nicht-Flacherzeugnisse und Befestigungselemente, für crashbeanspruchte Bauteile und versteifende Strukturkomponenten im Fahrzeugbau, für Verschleißteile und als Werkstoff für witterungsbeständige, korrosionsträge und nichtrostende Teile verwendet wird.

Description

Hochfester austenitisch-martensitischer Leichtbaustahl und seine Verwendung
Die Neuerung bezieht sich auf einen hochfesten austenitisch-martensitischen Leichtbaustahl, der mit Chrom, Silizium, Mangan und Aluminium legiert ist und eine Zugfestigkeit größer 800 bis 1200 MPa und eine Bruchdehnung größer 25 % aufweist und seine Verwendung.
Stähle mit Zugfestigkeiten über 600 MPa werden als Leichbaustähle bezeichnet, da die Zugfestigkeit pro Gewichtseinheit höher liegt als beim Aluminium.
Stand der Technik
Um die Festigkeit von Mehrphasenstählen, wie es austenitisch-martensitische Stähle sind, anzuheben, gibt es verschiedene Möglichkeiten. So zum Beispiel die Erhöhung des Phasenanteils von Martensit und/oder eine Kaltumformung und/oder eine Ausscheidungshärtung. In austenitisch-martensitischen Stählen ist aufgrund des Martensitanteils die 0,2 %-Dehngrenze, die Zugfestigkeit und die Härte der gegenüber den austeniti sehen Stählen angehoben. Nichtrostende austenitisch- martensitische CrNi-Stähle vereinen die Vorteile der austenitischen und der vorzugsweise weichmartensitischen Stähle.
Der Nachteil der genannten Verfahrensweisen zur Festigkeitssteigerung besteht darin, dass damit generell eine Verschlechterung der Zähigkeitseigenschaften und somit in der Regel des Umformvermögens einhergeht. Austenitische Stähle mit TRIP/TWIP-Effekt (transformation-induced und twinning-induced plasticity) kompensieren diesen Nachteil, indem eine oder mehrere verformungsinduzierte Martensitbildungen oder eine Zwillingsbildung während der Kaltumformung induziert werden. Diese Effekte führen zu einem gleichzeitigen Anstieg der Zugfestigkeit und der Bruchdehnung, wodurch das Kaltumform- und das Energieabsorptionsvermögen ansteigen. Für austenitisch-martensitische Stähle sind noch keine Lösungen zur Beseitigung dieses Nachteiles und des Verlustes der Zähigkeit bei Festigkeitssteigerung beschrieben.
Hochlegierte austenitisch-martensitische Stähle sind nichtrostende Stähle [1] oder hochmanganhaltige Stähle und offensichtlich auch LIP-Stähle (light induced plasticity) [2, 3, 4]. Zu den UP-Stählen gibt es bisher keine Angaben in der Literatur. Umfangreiche Untersuchungsergebnisse bezüglich des TRIP/TWIP-Effekts und seine Auswirkungen auf die mechanischen Eigenschaften und das Energieabsorptionsvermögen liegen nur für hochmanganhaltige Stähle [2, 3] vor. Diese hochmanganhaltigen Stähle enthalten kein Chrom und sind somit nicht korrosions- und witterungsbeständig bzw. korrosionsträge.
Die hochmanganhaltigen Stähle weisen 0,2 %-Dehngrenzen von 200 bis 450 MPa und Zugfestigkeiten von 780 MPa bis 1100 MPa und die Bruchdehnungen zwischen 39 und 47 %. Zum Beispiel zeigt ein Stahl mit 15 % Mangan und Siliziumgehalten von 4 bis 2 % und Aluminiumgehalten von 2 bis 4 % diese Eigenschaften [1 , 2]. Der Legierungsbereich in dem die austenitisch-martensitischen Stähle mit TRIP-Effekt liegen, ist bisher teilweise für hochmanganhaltige Stähle spezifiziert worden, nicht aber für nichtrostende Stähle [3].
Für eine gezielte Ausnutzung des TRIP-Effekts ist es notwendig, dass die chemische Zusammensetzung der Stähle mit TRIP-Effekt bezüglich des Chrom- und Nickeläquivalentes abgestimmt ist. Für gut kaltumformbare austenitische Stähle wird dies in [7] beschrieben. Dabei wird die ferritbildende Wirkung von Chrom, Silizium und Aluminium durch das Chromäquivalent und die austenitstabilisierende Wirkung der Elemente Mangan und Nickel durch das Nickeläquivalent erfasst. In diesem Zusammenhang wurde gezeigt, dass Aluminium die Ms-Temperatur anhebt und deshalb Einfluss auf das Nickeläquivalent hat. Bezüglich der Beeinflussung der Ms- Temperatur verhält sich Aluminium folglich entgegengesetzt zu den anderen Begleit- und Legierungselementen. Neuere Untersuchungen haben gezeigt, dass der Einfluss von Aluminium auf die Ms-Temperatur schwächer ist als in [7] angegeben. Darüber hinaus haben Aluminium und Silizium einen nachweisbaren positiven Einfluss auf das Passivierungsverhalten in nichtrostenden Stählen und auf die Rostschichtbildung in witterungsbeständigen und korrosionsträgen Stählen. Gleichzeitig können diese Elemente aber auch die Kaltumformbarkeit und die Oberflächenqualität der Produkte verschlechtern. Das ist dann nachteilig, wenn sich bevorzugt relativ große aluminium- und siliziumhaltige Oxideinschlüsse im Stahl bilden. In den Patentschriften EP 1 0901 006 B1 [8], EP 1 106 706 B1 [9] und der EP 0 031 800 B1 [10] werden ultrahochfeste Stähle angegeben, deren Zugfestigkeiten über 2200 MPa liegen. Bei diesen Stählen handelt es sich um ursprünglich austenitische Stähle, die eine Kaltumformung erfahren haben und danach einer Alterungs- oder Ausscheidungshärtung unterzogen wurden. Die hohen Zugfestigkeiten werden dann im so behandelten Material erreicht. Dieses kaltumgeformte Material ist aber überaus spröde und lässt sich kaum noch dehnen. Es ist nicht mehr für eine weitere Kaltumformung ausgelegt.
Für die Beurteilung der Kaltumformbarkeit der Stähle kann als Kennzahl das Produkt aus Zugfestigkeit und maximaler Dehnung herangezogen werden. Das Produkt aus maximaler Dehnung und Zugfestigkeit liegt bei den austenitsch-martensitischen Stählen im Bereich von über 20 000 MPa % [3-5]. Trotz relativ hoher Zugfestigkeiten lassen sich die Stähle noch relativ gut kaltumformen. Die Stähle verfügen noch über ein Restenergieabsorptionsvermögen. Das heißt, bei einer Crashbeanspruchung weisen die austenitisch-martensitischen Stähle immer noch eine ausreichend hohe Dehnungsreserve auf [3-5].
Über die Stapelfehlerenergie des Austenits, die von der chemischen Zusammensetzung des Austenits abhängig ist, können die unterschiedlichen festigkeitssteigernden Mechanismen prinzipiell beeinflusst werden [2, 6]. Eine Voraussetzung für die Entstehung von verformungsinduziertem α'-Martensit ist, dass das Gefüge zumindest teilweise aus Austenit besteht. Darüber hinaus muss der Austenit metastabil sein, um eine entsprechend hohe Neigung zur Bildung von verformungsinduziertem Martensit aufzuweisen. Aus diesen Gründen ist für die chemische Zusammensetzung der Stähle ein entsprechendes Chrom- und Nickeläquivalent erforderlich. Das heißt, die chemische Zusammensetzung der Stähle muss bezüglich derferritstabilisierenden und austenitstabilisierenden Elemente aufeinander abgestimmt sein. Aus diesem Grund sind ein modifiziertes Chrom- und bekanntes Nickeläquivalent verwendet worden, um, wie im Patentanspruch formuliert, den Existenzbereich von verformungsinduzierter α'-Phasenbildung zu spezifizieren. Unter diesen Voraussetzungen lässt sich die erforderliche chemische Zusammensetzung des erfindungsgemäßen Stahles bestimmen.
Literatur
[1] Stahlschlüssel 2004, Verlag Stahlschlüssel Wegst GmbH
[2] Grässel, O., L. Krüger, G. Frommeyer und L.W. Meyer: Intern. J. Plasticity 16
(2000), [3] Frommeyer, G.: Offenlegungsschrift, DE 197 27 759 A1 S. 1391-1409
[4] Schröder, T.: Technische Rundschau 1/2 (2005), S. 48-52
[5] Bode, R. u. a.: stahl und eisen 8(2004), S. 19 bis 26
[6] Martinez, L.G. u. a.: Steel research 63 (1992) 5, S. 221-223 [7] Weiß, A, H. Gutte und P. R. Scheller: DE 102005 024 029 A1
[8] Uehara, Toshihiro: Patentschrift EP 1 091 006 B1
[9] Hiramatsu, Naoto uns Tomimura, Kouki: Patentschrift EP 1 106 706 B1 [9]
[10] Malmgren, Nils: Patentschrift EP 0031 800 B1 Der in den Hauptansprüchen angegebenen Erfindung liegt damit das Problem zugrunde, austenitisch-martensitische Leichtbaustähle mit guter Kaltumformbarkeit und mit Zugfestigkeiten zwischen 800 bis 1200 MPa und Bruchdehnungen größer 25 % bereitzustellen.
Diese Aufgabe wird durch die Erfindung gemäß den Haupt- und vorteilhafterweise Nebenansprüchen gelöst.
Die mit der Erfindung erzielten Vorteile bestehen insbesondere darin, dass mit den erfindungsgemäßen Leichtbaustählen eine Verbesserung der Festigkeitseigenschaften erreicht wird und gleichzeitig die Zähigkeitseigenschaften auf einem relativ hohen Niveau bleiben. Diese Stähle zeichnen sich deshalb durch eine gute Kombination von hohen Festigkeits- und gleichzeitig guten Zähigkeitseigenschaften aus. Dadurch lassen sich diese Stähle noch relativ gut kaltumformen und weisen auch ein relativ hohes Energieabsorptionsvermögen auf.
Die Erfindung soll an den folgenden bevorzugten Beispielen nachfolgend erläutert werden.
Die erfindungsgemäßen Leichtbaustähle können in zwei unterschiedliche Stahltypen unterteilt werden. Der erste Stahltyp umfasst nichtrostende Leichtbaustähle mit TRIP-Effekt und mit Chromgehalten in den Grenzen von größer 12,0 bis 18,0 %. Der zweite Stahltyp umfasst Leichtbaustähle mit TRIP/TWIP-Effekt und mit Chromgehalten von mehr als 0,5 % und kleiner 12,0 %, die in der Regel witterungsbeständig und korrosionsträge sind. Beispiel 1
Bevorzugt weist der erfindungsgemäße, hochfeste Leichtbaustahl mit TRIP-Effekt einen Kohlenstoffgehalt von 0,03 %, einen Chromgehalt von 14,1 %, einen
Siliziumgehalt von 1,23 %, einen Nickelgehalt von 6,3 %, einen Mangangehalt von 7,94 %, einen Aluminiumgehalt von 0,051 % und einen Niobgehalt von 0,5 % auf, Rest im wesentlichen Eisen. Das Gefüge des Stahles besteht überwiegend aus metastabilem Austenit und Martensit. Der Stahl zeigt einen TRIP-Effekt bei Raumtemperatur. Es wird ein hohes Verfestigungsvermögen beobachtet. Die 0,2 %- Dehngrenze liegt bei ca. 300 MPa und die Zugfestigkeit bei 890. Der Stahl erreicht eine maximale Dehnung von 45 %.
Beispiel 2 Bevorzugt weist der erfindungsgemäße, hochfeste Leichtbaustahl mit TWIP/TRIP-
Effekt einen Kohlenstoffgehalt von 0,04 %, einen Chromgehalt von 0,52 %, einen
Siliziumgehalt von 1,5 %, einen Nickelgehalt von 2,1 %, einen Mangangehalt von
11 ,5 %, und einen Aluminiumgehalt von 0,051 % auf, Rest im wesentlichen Eisen.
Das Gefüge des Stahles besteht aus metastabilem Austenit und Martensit. Der Stahl zeigt einen TRIP/TWIP-Effekt. Es wird ein relativ hohes Verfestigungsvermögen beobachtet. Die 0,2 %-Dehngrenze liegt bei 310 MPa und die Zugfestigkeit bei 1170
MPa und die maximale Dehnung bei 31 %.
Es gelingt somit die Herstellung hochfester, nichtrostender Stähle, die eine Passivschicht auf der Oberfläche bilden. Zum anderen gelingt es, hochfeste Stähle, die in der Regel witterungsbeständig oder korrosionsträge sind, herzustellen.
Da diese Stähle mit Chrom, Silizium und Aluminium und teilweise mit Nickel legiert sind, weisen sie einen erhöhten Widerstand gegenüber Abrostung auf. Eine Vielzahl dieser Stähle kann deshalb als witterungsbeständig bzw. korrosionsträge angesehen werden. Besonders solche Stähle mit Chromgehalten von 10 bis 12 % weisen eine ausgeprägte Korrosionsträgheit auf.
Die mechanischen Eigenschaften der erfindungsgemäßen nichtrostenden Stähle mit Chromgehalten größer 12 und kleiner 18 % lassen sich mit den mechanischen
Eigenschaften der nichtrostenden weichmartensitischen Stähle vergleichen, insofern noch Restaustenit im Gefüge vorliegt. Die erfindungsgemäßen nichtrostenden Stähle weisen in der Regel im Vergleich zu den weichmartensitischen Stählen niedrigere Martensit- und keine Ferritanteile im unverformten Ausgangsgefüge auf. Erst als Folge eines TRIP-Effekts im Prozess einer Kaltumformung nimmt der Martensitanteil in den erfindungsgemäßen Stählen zu und erreicht Werte, die weichmartensitische Stähle in der Regel schon im unverformten Ausgangszustand haben. Deshalb weisen die erfindungsgemäßen Stähle im Vergleich zu den weichmartensitischen Stählen in der Regel niedrigere 0,2 %-Dehngrenzen auf. Gleichzeitig verfestigen diese Stähle im Prozess einer mechanischen Beanspruchung stark und erreichen annähernd gleiche oder höhere Zugfestigkeiten und hohe Bruchdehnungen. Aus diesem Grund lassen sich diese Stähle auch noch gut kaltumformen. Darüber hinaus können besonders in den erfindungsgemäßen nichtrostenden CrNiMn-Stählen die Nickelgehalte gegenüber den handelsüblichen weichmartensitischen CrNi-Stählen abgesenkt sein. Daraus resultiert eine kostengünstige Herstellung dieser Stähle. Der erfindungsgemäße Stahl grenzt sich von Stählen, wie sie in [7] beschrieben werden, durch ein niedrigeres Nickeläquivalent ab. Darüber hinaus besteht das Gefüge des unverformten Ausgangszustandes aus Martensit und Austenit. Der Vorteil der erfindungsgemäßen austenitischen Leichtbaustähle mit Chromgehalten zwischen 0,5 und 12 % gegenüber hochfesten chromfreien
Leichtbaustählen ist ihre Witterungsbeständigkeit bzw. Korrosionsträgheit. Diese Eigenschaften werden im Falle einer dichthaftenden Rostschicht erreicht. Die Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften dieser Gruppe der erfindungsgemäßen Stähle reichen in Einzelfällen an die hervorragenden mechanischen Eigenschaften der hochmanganhaltigen TRIP/TWIP-Stähle heran. Diese erfindungsgemäßen Stähle mit Rostschichtbildung lassen sich gleichfalls noch kalt umformen und weisen ein noch relativ hohes Energieabsorptionsvermögen auf. Der Austenit in den erfindungsgemäßen Stählen ist metastabil. Durch eine mechanische Behandlung gelingt es, die Mikrostruktur des Austenits bezüglich der Bildung von Stapelfehlern, Zwillingen und verformungsinduziertem Martensit, vorzugsweise verformungsinduziertem α'-Martensit, zu beeinflussen.
Beim erfindungsgemäßen Stahl wird durch legierungstechnische Maßnahmen die Bildung von vorzugsweise verformungsinduziertem α'-Martensit in einem austenitisch-martensitischem Gefüge aktiviert. Zu diesem Zweck wird das Nickeläquivalent gegenüber den kaltumformbaren austenitischen Leichtbaustählen [7] abgesenkt. Diesbezüglich unterscheiden sich die erfindungsgemäßen Stähle von den gut kaltumformbaren austenitischen Leichtbaustählen. Im erfindungsgemäßen austenitisch-martensitischem Stahl wird das angegebene Eigenschaftspotential hingegen im Prozess der mechanischen Beanspruchung als Folge einer verformungsinduzierten Martensitbildung und ohne eine Nachbehandlung ereicht. Dadurch unterscheiden sich die erfindungsgemäßen Stähle grundsätzlich von den ultrahochfesten Stählen, wie sie in [8, 9, 10] beschrieben werden. Der erfindungsgemäße Stahl kann unter Umständen eine chemische Zusammensetzung aufweisen, wie sie aluminiumhaltige CrNi-Stähle haben [8, 10], sowie solche, die Ti, Si, Nb und V enthalten [9].
Mangan wird in den erfindungsgemäßen Stählen als Austenitbildner und als Substituitionselement für Nickel zulegiert. Titan und Niob fördern darüber hinaus die Entstehung von austenitischem Feinkorn und verursachen eine feine Martensitstruktur. Damit haben diese Elemente einen positiven Einfluss auf die mechanischen Eigenschaften. Darüber hinaus bewirken Niob und Titan eine Abbindung des Kohlenstoffs und verursachen damit eine Verbesserung der Korrosionseigenschaften. Wandelt der Austenit der austenitisch-martensitischen Stähle während einer mechanischen Beanspruchung verformungsinduziert in ε- und/oder α'-Martensit um, so wird ein TRIP-Effekt beobachtet. Als Folge davon steigen das plastische Deformationsvermögen und die Zugfestigkeit. Durch eine Zwillingsbildung können diese Eigenschaftsänderungen noch verstärkt werden. Es wird dann ein hohes Verfestigungsvermögen beobachtet. Im Gegensatz zu den metastabilen austenitischen Stählen mit TRIP-Effket weisen austenitisch-martensitische Stähle mit TRIP-Effekt höhere 0,2 %-Dehngrenzen und Zugfestigkeiten auf.
Die erfindungsgemäßen Stähle unterscheiden sich von den bisherigen austenitischen TRIP/TWIP-Stählen dadurch, dass der TRIP-Effekt nicht in einem austenitischem Ausgangsgefüge, sondern in einem austenitisch-martensitischen Ausgangsgefüge induziert wird. Die Zugfestigkeiten von mehr als 800 MPa sind dann hauptsächlich eine Folge des vorhandenen Abkühlmartensits und des
Verformungsmartensits. Die Bruchdehnungen von mehr als 25 % werden dabei maßgeblich durch den TRIP-Effekt und damit der Bildung von Verformungsmartensit verursacht. Eine Ausscheidungsverfestigung oder Alterung ist nicht notwendig, um die angegebenen mechanischen Eigenschaften zu erreichen.
Um die bekannten negativen Einflüsse von Aluminium zu minimieren, sind metallurgische Maßnahmen sowohl bezüglich der Sauerstoffaufnahme der Schmelze und damit des gelösten Sauerstoffgehalts als auch der Abscheidung solcher Einschlüsse erforderlich. Der gelöste Sauerstoffgehalt in der Schmelze sollte deshalb im erfindungsgemäßen Stahl einen Wert von 0,003 % nicht überschreiten.
Aluminium nimmt bezüglich seines Legierungseinflusses eine Sonderstellung ein. Als ferritstabilisierendes Element beeinflusst es das Chromäquivalent, wie es in der Beziehung 1 des Patentanspruches 1 zum Ausdruck kommt. Der Wirkfaktor von Aluminium auf das Nickeläquivalent in der im Patentanspruch 1 angegebenen Beziehung 2 ist auf - 0,2 gesetzt worden.

Claims

PATENTANSPRÜCHE
1. Hochfester austenitisch-martensitischer Leichtbaustahl mit einer Zugfestigkeit größer 800 bis 1200 MPa und einer Bruchdehnung über 25 % gekennzeichnet dadurch, dass der Stahl einen Chromgehalt von größer 0,5 % und kleiner 18 %, einen Siliziumgehalt von größer 1 % und kleiner 4 %, einen Mangangehalt größer 2,5 % und kleiner 30 % und einen Aluminiumgehalt größer 0,05 bis 4 % aufweist und in einem Legierungsbereich liegt, der durch die Koordinaten von vier Punkten = 2; Niäqu =24), (Cräqu =20; Niäqu = 10) und (Cräqu = 20; Niäqu = 6,5) festgelegt ist, wobei das Chrom- und Nickeläquivalent über die Beziehung 1 und 2
Cräqu = % Cr + % Mo + 1 ,5 % Si + 0,5 % W + 0,9 % Nb + 4 % AI + 4 % Ti + 1,5 % V (1)
Niäqu = % Ni + 30 % C + 18 % N + 0,5 % Mn + 0,3 % Co
+0,2 % Cu - 0,2 % AI (2)
aus der chemischen Zusammensetzung des Stahles berechnet werden, wobei die Angaben in Masseprozent einzusetzen sind und wobei der Rest im Wesentlichen aus Eisen und anderen Stahlbegleitelementen (P, S) besteht und kaltumformbar ist
2. Leichtbaustahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass
- der Nickelgehalt von 0 bis 10 %,
- der Niobgehalt von 0 bis 1,2 %,
- der Kohlenstoffgehalt von 0,01 bis 0,2 %,
- der Stickstoffgehalt von 0 bis 0,1 %, - der Kupfergehalt von 0 bis 4 %,
- der Kobaltgehalt von 0 bis 1 %,
- der Molybdängehalt von 0 bis 4 %,
- der Wolframgehalt von 0 bis 3 %, - der Titangehalt von 0 bis 1 % und
- der Vanadingehalt von 0 bis 0,15 %
- der im Stahl gelöste Sauerstoffgehalt kleiner 0,003 % und der Rest im Wesentlichen Eisen ist.
3. Leichtbaustahl nach Anspruch 1 , dadurch gekennzeichnet, dass
- der Kohlenstoffgehalt 0,03 %,
- der Chromgehalt 14,1 %,
- der Siliziumgehalt 1 ,23 %,
- der Nickelgehalt 6,3 % - der Mangangehalt 7,94 %,
- der Aluminiumgehalt 0,051 %
- der Niobgehalt 0,5 % und der Rest im Wesentlichen Eisen ist.
4. Leichtbaustahl nach Anspruch 1 , dadurch gekennzeichnet, dass
- der Kohlenstoffgehalt 0,04 %,
- der Chromgehalt 0,52 %,
- der Siliziumgehalt 1 ,5 %, - der Nickelgehalt 2,1 %, - der Mangangehalt 11 ,5 % und
- der Aluminiumgehalt 0,051 % und der Rest im Wesentlichen Eisen ist.
5. Verwendung des Leichtbaustahles nach Anspruch 1 , 2, 3 oder 4 als Werkstoff für warm- und/oder kaltgewalzte Bleche, Bänder und Rohre.
6. Verwendung des Leichtbaustahles nach Anspruch 1, 2, 3 oder 4 als Werkstoff für Nichtflacherzeugnisse, Nichtflachhalbzeuge, Draht, kalt massiv umgeformte Teile und Befestigungselemente.
7. Verwendung des Leichtbaustahles nach Anspruch 1, 2, 3 oder 4 als Werkstoff für crashbeanspruchte Bauteile und versteifende Strukturkomponenten.
8. Verwendung des Leichtbaustahles nach einem der vorgenannten Ansprüche als Werkstoff für Verschleißteile.
9. Verwendung des Leichtbaustahles nach Anspruch 3, 4, 5, 6, 7 oder 8, dadurch gekennzeichnet, dass der Werkstoff vor der Kaltumformung eine
Wärmebehandlung erfährt.
10. Verwendung des Leichtbaustahles nach Anspruch 1, 2, 3, 4, 5, 6, 7 oder 8 als Werkstoff für nichtrostende Teile.
11 Verwendung des Leichtbaustahles nach Anspruch 1, 2, 3, 4, 5, 6, 7 oder 8 als Werkstoff für witterungsbeständige und korrosionsträge Teile.
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